一、浸渗反应技术制备AlN基复合材料（论文文献综述）
雷沙沙,刘洪军[1]（2021）在《铜基复合材料制备工艺的研究进展》文中研究说明高新科技的快速发展对高性能铜材料的开发提出了更高的要求,铜基复合材料因具有较高的强度和良好的导电导热性、耐磨耐腐蚀性、高温稳定性等而得到广泛的应用,其制备工艺在不断发展,且近年来取得了很大进展。综述了铜基复合材料主要制备工艺,包括粉末冶金法、铸造法、机械合金化法、内氧化法、原位合成法、熔体浸渗法和搅拌摩擦法等的特点及其研究进展,并对铜基复合材料制备工艺今后的发展方向进行了展望。
陈梦琴[2]（2021）在《IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究》文中认为新型电子器件IGBT模块高度集成化和高稳定性的发展对其封装材料的热物理性能提出了越来越高的要求。高SiC体积分数SiC/Al复合材料（SiC>50 vol.%）因具备高导热系数、低热膨胀系数、轻量及低成本的特点,使其在IGBT模块封装（基板）领域备受瞩目。该新型电子封装材料的制备技术现已成为国内外竞相发展的技术制高点。本文以IGBT用高导热、低膨胀基板的制备为研究对象,基于真空压力浸渗法,在对简单形状SiC预制体的模压成形工艺进行系统研究的基础上,提出和研究了复杂形状预制体的3DP打印工艺,解决了复杂形状预制体难以制备的技术难题;系统研究了将Al液渗入预制体的真空压力浸渗工艺,制备了高体积分数SiC/Al复合材料;获得了工艺参数对复合材料热物理性能的影响规律,为制备高导热、低膨胀的IGBT基板材料提供技术及理论支撑。本文主要研究结果如下:（1）深入研究了模压成形工艺对预制体体积分数、孔洞特征的影响,制备了形状简单、性能优良的预制体。获得不同比例100 μm和12 μm SiC颗粒对预制体体积分数和孔洞特征的影响规律:引入细小SiC颗粒引起预制体孔径变小,SiC体积分数在56%-72%之间可控调节;建立了造孔剂NH4HCO3含量与预制体孔隙率之间的关系模型:Y=27.04+0.398X,并且发现NH4HCO3可作为“孔桥”改善预制体内孔洞的连通性;获得了粘结剂NH4H2PO4对预制体成型性和孔洞特征的影响规律,确定本工艺中粘结剂的最佳添加量为5%。（2）研究了 3DP打印工艺对预制体成形性的影响,制备了形状复杂、轮廓完整的预制体。确定并优化了粘结剂及其配比:采用呋喃树脂作为低温粘结剂,采用NH4H2PO4作为高温粘结剂,高温粘结剂最佳添加量为9 vol.%。获得了打印层厚对SiC预制体成形性的影响规律:当打印层厚为0.2 mm时,预制体容易形成“层错”现象,随着打印层厚增加,“层错”现象逐渐减弱,0.24 mm是理想的打印层厚。（3）研究了真空压力浸渗工艺对Al液浸渗行为的影响,制备了界面结合良好、浸渗完全的高体积分数SiC/Al复合材料。获得了 Si和Mg元素对Al液浸渗效果的影响规律:选用高Si含量的Al-12Si-Mg合金,其流动性好,制备的复合材料致密度高,无界面反应;Mg元素的加入可以提高SiC与Al之间的润湿性,Mg含量为1 wt.%时Al液浸渗效果最佳,Mg元素含量大于1 wt.%将阻碍Al液浸渗,导致复合材料致密度降低。摸清了浸渗压力对Al液浸渗行为的影响规律:浸渗压力升高,Al液填充更加充分,复合材料致密度增加。（4）研究了 SiC体积分数、浸渗压力对复合材料热物理性能及机械性能的影响,获得了性能优异的SiC/Al复合材料。随着SiC体积分数及浸渗压力增加,复合材料导热系数、抗弯强度增加,热膨胀系数降低。高体积分数SiC/Al复合材料导热系数对其孔隙率十分敏感,基于H-J模型建立了新的计算模型:Kd=K∞+K0-K实,结合复合材料孔隙率该模型可实现对高体积分数SiC/Al复合材料导热系数的良好预测。基于以上研究,确定了复合材料最佳制备工艺,制备的复合材料组织均匀致密,界面反应控制良好,导热系数为177W/（m·k）、热膨胀系数为11.9×10-6/K、抗弯强度为334 Mpa,满足IGBT基板用封装材料的性能需求。
张鹏程[3]（2021）在《氮缺位Ti2AlN颗粒制备及其增强AE44镁基复合材料的研究》文中研究表明镁基复合材料因其密度低、高比强度、比刚度等优点使其在轻量化领域具有广阔的发展前景。Ti2ALN属于三元MAX相陶瓷,相较于现有的镁基复合材料增强相具有更优良的性能。为解决目前镁基复合材料中存在的陶瓷加工性差、基体与增强相界面结合弱、陶瓷增强相阻尼减震性能差等问题,本文研究了N缺位Ti2AlN、多孔Ti2AlNx（x=0.9,1.0）预制体、N含量不同的Ti2AlNx-Mg复合材料、基体不同的Ti2AlN1.0-Mg和Ti2AlN1.0-AE44复合材料以及不同体积分数的Ti2AlN0.9-AE44复合材料的制备工艺。通过XRD、SEM等方法完成材料的分析与表征,并测试了材料的力学性能以探究N缺位对Ti2ALN显微结构和性能的影响以及N含量不同、基体不同和体积分数不同对复合材料显微结构和力学性能的影响:（1）采用无压烧结法,以Ti、Al和Al N为原料,在Ar气环境下1400℃保温20 min制得Ti2AlNx（x=0.85,0.9,0.95,1）,XRD分析表明N缺位导致的晶格收缩主要沿c轴方向。通过纳米压痕试验测得的Ti2AlN0.9的弹性模量和硬度略低于Ti2AlN。（2）采用无压烧结法,以Ti、Al和Ti N为原料,分别给予40 MPa压力和80MPa压力压块,在Ar气环境中1450℃保温20 min的条件下,可制成气孔率分别为43%和24%的高纯度Ti2ALNx预制体。预制体孔洞分布均匀且相互连通。（3）将制备得到的气孔率不同的Ti2ALNx（x=0.9,1.0）预制体与纯Mg和AE44镁合金通过无压浸渗的方法,在Ar气环境下750℃保温90 min随炉冷却制得镁基复合材料。浸渗过程中金属基体与陶瓷增强相未发生反应,制得的复合材料结构致密孔洞少,增强相分布均匀且与基体各自连续,为典型的双连续相结构。（4）随着复合材料中N的含量由0.9增加为1,压缩强度增强3.7%,断裂应变由13.1%增加到14.4%,硬度值增加5.6%;当基体由纯Mg变为AE44时,Ti2ALN1.0-Mg与Ti2ALN1.0-AE44复合材料显微结构相似,掺入的稀土相在基体中分布均匀,提升了复合材料的力学性能,压缩强度由410 MPa增加到440 MPa,断裂应变由14.4%增加到16.4%,硬度值也得到提高;当陶瓷增强相体积分数由77%降低到57%时,Ti2ALN0.9-AE44复合材料金属相增多,使复合材料更多表现出金属特性,硬度值降低。
胡恺琪[4]（2021）在《纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究》文中认为Al-Si系合金由于密度低、体积稳定性好、耐磨性和铸造性能良好等,被广泛用于活塞、汽缸等发动机零部件的制造。然而,随着节能减排和轻量化指标的提高,汽车发动机不断朝高功率密度方向发展,导致其核心部件的工作温度逐渐升高,传统Al-Si系耐热合金的高温性能已难以满足当前服役条件的要求,而且单纯调整合金成分收效较小。纳米AlN颗粒（以下简称为AlNp）因具有弹性模量高、热稳定性好、强度高且随温度升高变化较小等优点,近年来被广泛用作铝基复合材料的增强相。因此采用AlNp增强Al-Si系合金可为耐热铝合金的制备提供一个新思路。但如何将具有高表面能的纳米AlNp引入合金中,并使其获得稳定的组织构型,仍存在诸多理论和技术难题。本文在课题组前期工作基础上,系统研究了合金元素对AlN/铝熔体润湿行为的影响、AlNp引入方法及其对Al-Si合金中Si相形貌的变质机理、AlNp在Al-Si熔体中的弥散行为及其对多元合金中耐热相构型的调控和室高温强化机制等问题,主要工作如下:（1）AlNp/Al-Si复合材料中AlNp对Si相的形貌调控与变质机理试验表明,Al-12Si合金熔体（900℃）在AlN基底上的润湿角最小,界面结合处洁净,润湿性明显优于纯铝和Al-4.5Cu熔体,分析是由于Si元素降低了铝熔体与AlN的界面能。基于两者之间良好的润湿性,本文首先采用液-固原位反应法制备了 AlNp/Al-xSi（x=0,3,6,12）复合材料。铸态组织中,AlNp尺寸为纳米级,彼此相互连接,呈网状分布,Si相形貌与AlNp具有相关性。随着Si含量逐渐升高,Si相依次由颗粒状演变为短枝状、网状,这是由于制备过程中Si相依附AlNp结构生长变得粗大所致。为了改善Si相形貌,分别对该复合材料进行T4热处理（570℃）和热挤压处理。经T4处理后,Si相轮廓变得圆整;经热挤压后,Si相变为颗粒状,且沿挤压方向呈流线状分布。相应地,复合材料的弹性模量和布氏硬度显着提高。进而采用熔铸法以Al-8AlNp中间合金（AlNp平均尺寸为72 nm）的形式向Al-12Si合金中添加1%AlNp,发现其主要以团状分布于Al/Si共晶区,共晶Si相由板片状变质为颗粒状,合金的室温拉伸强度和硬度明显提升。通过设计扩散试验,发现随着局域Si浓度逐渐升高,AlNp富集区内Si相形貌依次呈颗粒状、枝状。通过EBSD、TEM和深腐蚀形貌等分析可知,AlNp对共晶Si的生长产生阻碍作用,诱导多重孪晶的形成从而导致其形貌发生转变。（2）AlNp/Al-Si系复合材料微观组织的梯度设计及室温强化机制为了系统研究AlNp在Al-Si合金中的弥散及室温强化行为,通过调控Al-12Si熔体与Al-8AlNp中间合金之间的扩散反应,制备了 AlNp/Al-Si梯度复合材料,其中Si含量从边缘到中心呈现由12%至0%的梯度变化,相应地,AlNp含量呈由0%至8%的梯度变化。同时,α-Al晶粒的平均尺寸由34.6 μm梯度变化至14.3μm,择优取向由<100>Al变化至<111>Al。扩散过程中,Si原子由于受到AlNp的阻碍,扩散系数显着降低,AlNp受α-Al枝晶的推挤作用而重新排布。基于此,建立了 Al-Si-AlNp体系的不同凝固模型及梯度组织形成机制。通过分析各区域的成分和力学性能可知,梯度复合材料的硬度和拉伸强度均随AlNp含量的增加显着提升,分别由61.7 HBW和124MPa提高至107.9HBW和196MPa。同理,制备了 AlNp/ZL109梯度复合材料,其成分、物相、微观组织和力学性能均呈梯度变化。组织从边缘到中心依次由Al-Si多元合金典型的半连续网状结构、网状构型间隙分布着AlNp、条带状结构、更细密的条带状结构过渡至Al-AlNp合金的挤压态组织。复合材料的显微硬度和压缩强度从边缘到中心显着提高,分别由120 HV、605 MPa提高至220 HV、815 MPa,这源于AlNp的Orowan强化和变质后颗粒状合金相的协同强化作用。（3）AlNp对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制铸态Al-Si多元合金具有半连续网状分布的第二相（Si相和耐热相）构型,而挤压态合金则具有弥散分布的颗粒状第二相构型。力学性能结果表明,两种合金的抗拉强度、屈服强度均随测试温度升高显着下降,350℃热暴露后的残余硬度也随暴露时间的延长不断降低。对比可知,尽管挤压态合金在室温和短时热暴露时力学性能略有优势,但在250～350℃,其拉伸强度和硬度均低于铸态合金。针对高温拉伸强度相对室温强度的下降程度,提出了抗拉强度升温失效率的量化概念,计算结果显示,铸态合金在各温度区间的失效率均低于挤压态合金,350℃时两者的失效率分别为70.3%和77.8%,表明第二相构型对铝合金失效率有重要影响。建立了构型与合金强化机制之间的关系,证明室温下起关键作用的是Orowan和热错配位错强化,而高温下载荷传递和网状强化起主导作用,与位错相关的强化效果显着下降。在此基础上,向Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中引入AlNp,研究其对铝合金室温和高温力学性能、变形行为的影响和调控机制,结果表明:当AlNp的添加量由0.3%增加至2%时,Al-Si多元合金（T1态）350℃抗拉强度先升高后降低,添加1%AlNp时,350℃抗拉强度最高,由85 MPa提高至106 MPa,提升了 24.7%。此外,合金在各温度下的拉伸强度、显微硬度和热膨胀性能均得到显着改善。保持AlNp加入量均为1%,通过调控预处理工艺改变其在Al-Si多元合金中的分布状态。结果表明,当AlNp以微骨架状分布时,共晶Si相被变质为颗粒状,但耐热相仍保持半连续网状,其与AlNp微骨架在三维上相互连接,结构互补;而当AlNp以弥散状分布时,Si相和耐热相均被变质为颗粒状,T6热处理后纳米析出相的密度增加、平均尺寸降低。拉伸性能和断口应变分布等分析表明,纳米粒子的分布状态对Al-Si多元合金室温和高温变形行为的影响不同:AlNp微骨架能够协助耐热相承担载荷,在高温下发挥优异的载荷传递和网状强化效果,故合金（T6态）350℃抗拉强度更高,达111 MPa,显着高于基体合金的88 MPa和AlNp弥散分布时的96 MPa;而弥散状分布的AlNp使合金在室温下具有更好的Orowan强化效果,故室温抗拉强度更高,达405 MPa。
杜之明,费岩晗,孙永根,陈丽华,王延春,綦育仕,陈丽丽[5]（2021）在《陶瓷-金属双连续相复合材料的发展现状与未来》文中研究说明陶瓷-金属双连续相复合材料作为一种采用空间连续网络构型设计的复合材料,具有耐摩擦磨损、抗热震性高、热膨胀系数低等特点,具有广阔的应用前景。其中,多孔陶瓷预制体作为双连续相复合材料中的结构增强相,其本征特性对复合材料的整体性能有重要影响。本文系统分析了现阶段在多孔陶瓷的制备方法与表面改性两个领域内的主要进展,并对陶瓷-金属双连续相复合材料的制备技术与性能研究进行了介绍。最后,展望了陶瓷-金属双连续相复合材料在未来的发展过程中可能会遇到的四大挑战。
赵飒[6]（2020）在《无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究》文中研究指明无机多孔材料中,金属多孔材料具有较差的抗高温氧化和抗腐蚀性能,陶瓷多孔材料脆性大难加工,而多孔TiAl基复合材料由于其优异的性能,具有广阔的应用前景。本课题以球形、不规则松装Ti粉和Al-12Si合金为原料,采用工艺过程简单、成本相对低廉的一种新型制备方法真空无压反应浸渗法制备出以TiAl基复合材料为骨架,具有蜂窝状连通孔结构的新型多孔材料。研究了反应温度和反应时间对多孔材料孔结构的影响,确定了最佳的无压反应浸渗工艺,然后分析了钛粉形状、Si含量和TiH2发泡剂含量对多孔材料孔隙率、孔径分布和微观组织结构的影响;探讨了多孔TiAl基复合材料烧结过程中反应造孔机制;研究了Ti5Si3增强相含量和钛粉形状对多孔TiAl基复合材料压缩性能的影响。反应浸渗温度越高,反应越完全,孔隙率越大,800℃无压浸渗所得多孔材料的孔隙率最大。随着保温时间的延长,材料孔隙数量逐渐增多,当保温时间超过2h后,孔隙率变化不明显,且反应浸渗完全,故选择800℃保温3h作为无压反应浸渗的最佳工艺。球形钛粉和不规则钛粉所制备的多孔材料经片层化处理后物相组成均为TiAl、Ti3Al和Ti5Si3,与球形Ti粉制备出的多孔材料相比,不规则Ti粉制备出的材料孔隙率更高,总孔隙率达到72.26%,球形Ti粉仅为54.67%,二者的开孔隙率占总孔隙率的百分比均在70%以上。片层化处理之后,不规则Ti粉完全片层化,而球形Ti粉部分片层化。在选用TiH2作为发泡剂制备出的多孔TiAl基复合材料中,不含TiH2发泡剂制备所得多孔材料孔隙率最高,随TiH2含量增加,材料的孔隙率先减少后增加。Ti5Si3增强相体积分数分别为1.2vol.%、3.5vol.%和6.9vol.%的多孔TiAl基复合材料的孔隙率随Si含量的变化差异不大,说明多孔TiAl基复合材料的孔隙率与Ti5Si3增强相的含量无关。多孔TiAl基复合材料的反应造孔机制为:以原始Ti颗粒为骨架的通孔材料作为预制体,Al-Si合金熔化后无压浸渗到多孔钛预制体中,与Ti反应在钛颗粒表面生成了疏松的TiAl3薄层,同时Al-Si合金液在毛细管力作用下渗入疏松的Ti A3层将其破坏形成蜂窝状TiAl3,并且铝液继续向钛粉内扩散形成致密的TiAl3,直至铝液完全消耗完,此时中心还有未反应的钛颗粒。Al液消失处形成孔隙,且多为通孔。铝液耗尽后,只剩Ti和TiAl3,它们继续反应生成最终产物,心部为Ti3Al,接着是致密的TiAl,表层为蜂窝状的TiAl,同时在致密的TiAl边缘析出了Ti5Si3颗粒,所以在原来钛粉骨架处形成了Ti5Si3/TiAl的骨架,即在反应合成TiAl基复合材料的同时又进行造孔。最终形成的材料以复合材料为骨架,孔隙为连通的孔隙和蜂窝状孔。在准静态压缩过程中:多孔TiAl基复合材料的压缩应力-应变曲线分为三个区域:弹性区、平台区和致密化区。随着Ti5Si3体积分数的增加,多孔材料的屈服强度先增加后减小。当Ti5Si3体积分数为3.5vol.%时,多孔材料的抗压强度最大,为110 Mpa。平台区的应力-应变曲线并不是光滑的,而是出现锯齿状的波动,而且Ti5Si3体积分数为3.5vol.%时波动最大,表现为典型的脆性断裂特征。同等质量的不规则Ti粉制备的多孔TiAl基复合材料,孔隙度高于球形Ti粉制备的多孔材料,而且抗压强度远远高于球形Ti粉的抗压强度。
郑凯峰[7]（2020）在《纳米相混杂增强铝基复合材料的制备及性能研究》文中研究说明本文通过高能球磨的方法将石墨烯和SiC纳米颗粒进行包覆处理,形成大量石墨烯包覆碳化硅颗粒,即石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相。随后通过粉末冶金方法制备了石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相增强铝基复合材料,并对微观组织和性能情况进行了分析,最后与不同增强相的铝基复合材料进行对比。首先对石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相制备的最佳参数进行探究,通过拉曼光谱对石墨烯结构完整性检测和扫描电镜观察不同参数下的包覆状态,确定最佳参数为高能球磨转速300 rpm,球料比15:1,球磨时间3h,复合比例1:1。随后经过二次球磨、真空热压烧结、固溶时效处理等过程制备了石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相增强铝基复合材料样品,通过光学显微镜、SEM、EDS、TEM、XRD等设备对复合材料的增强相均匀性、显微结构、复合界面等进行了分析。发现复合增强相主要分布于晶界处,与铝基体处于紧密的机械结合,结合界面没有碳化铝形成。石墨烯与被包裹的SiC纳米颗粒结合界面十分分明,SiC纳米颗粒未与铝基体形成碳化铝。当复合材料中石墨烯与SiC纳米颗粒含量均为0.25wt.%和0.50wt.%时,复合增强相在基体当中均匀性良好,含量均为1.0wt.%时,复合增强相在基体中出现明显团聚现象。通过硬度实验、拉伸实验、磨损实验对石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相增强铝基复合材料样品进行性能评价。在硬度方面,硬度随着复合增强相质量分数的增加而增加,当复合材料中石墨烯与SiC纳米颗粒含量均为1.0wt.%时,硬度取得最大值。在拉伸实验、磨损实验方面,随着复合增强相质量分数的增加,拉伸性能和磨损性能下降,当复合材料中石墨烯与SiC纳米颗粒含量均为0.25wt.%时,拉伸性能和磨损性能最好。最后将石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相增强铝基复合材料样品与同样方法制备的增强相分别为石墨烯和SiC纳米颗粒、石墨烯、SiC纳米颗粒的铝基复合材料进行对比,发现在硬度和拉伸性能方面,石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相增强铝基复合材料低于增强相为石墨烯和SiC纳米颗粒、SiC纳米颗粒的铝基复合材料。而在磨损方面石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相增强铝基复合材料样品表现出了良好的性能。
韩龙[8]（2020）在《基于3D打印预制体的ZrO2/Al-Mg复合材料制备工艺研究》文中研究说明互穿网络结构复合材料（Interpenetrating Phase Composites,IPCs）利用多孔陶瓷相的特殊结构以及与金属相可能存在的界面反应获得结合强度较高的金属/陶瓷复合材料。与传统的颗粒、纤维等增强的金属基复合材料相比,互穿网络结构复合材料因其特殊结构有利于将集中在点或面上的应力迅速地在空间范围内分散和传递,能够大幅度地提高复合材料的承载能力。3D打印技术作为一种新型的增材制造技术,可以制备形状复杂、精度较高的零件,同时亦可通过人为设计制备特殊结构的零件,大大拓宽了材料的应用范围。本论文采用3D打印技术制备网络结构ZrO2预制体,结合无压浸渗工艺,制备了互穿网络结构ZrO2/Al-Mg复合材料,研究了ZrO2预制体的制备工艺、Al-Mg合金的无压浸渗工艺和复合材料的组织性能,主要研究结果如下:（1）通过3D打印技术成功制备具有网络结构的ZrO2预制体,设置不同的预制体参数,预制体的强度及性能也不相同。研究表明,当挤出头直径为0.6mm,线间间隙为0.6mm,搭接形式为挤出丝相邻层之间的搭接角度呈90°,烧结温度为1490℃时,制备的预制体整体均匀,强度高。（2）实验采用无压浸渗工艺制备互穿网络结构ZrO2/Al-Mg复合材料,浸渗过程中浸渗温度、浸渗气氛、合金中Mg含量是能够实现浸渗的三个重要因素。浸渗温度的提高促进浸渗的发生,当浸渗温度达到900℃以上时,Al-Mg合金在ZrO2预制体中能够良好浸渗,但是浸渗温度的提高会带来预制体变形和金属基体挥发的问题,因此合适的浸渗温度为900-950℃;浸渗气氛为真空和空气气氛下浸渗不发生,氩气气氛下仅发生微弱的浸渗现象,而氮气气氛下浸渗良好,因此,在浸渗过程中氮气参与了必要的反应,促进浸渗的进行;合金中镁含量的提高亦可促进浸渗的发生,当镁含量高于10wt.%时,浸渗效果会发生突变,浸渗效果明显,但在较高的镁含量下,浸渗虽良好发生,但由于金属液中镁含量过高导致金属过程中金属液挥发严重,且在较高的Mg含量下会生成Al3Mg2的硬脆相,严重影响复合材料的性能。研究表明,合金中的活性[Mg]对浸渗起到关键性作用。（3）复合材料界面发生明显的反应,微观上表现为金属相→块状物质→过渡层→陶瓷相,界面生成Al0.1Zr0.9O1.95、Zr0.875Mg0.125O1.875置换型固溶体及Al3Zr,这些物质使得金属相与陶瓷相机械啮合在一起,界面结合强度得到提高。预制体的烧结温度较低时,由于预制体强度较低,浸渗过程中预制体会发生破裂,当预制体烧结温度为1490℃时,浸渗过程中预制体完整。（4）复合材料的硬度明显优于纯Al-Mg合金。其机理为复合材料自身的互穿网络结构使得复合材料的硬度等性能得到很大程度的提升;摩擦过程中由于凸出陶瓷增强体减小了摩擦副与基体材料的有效接触面积,提高了其耐磨性。实验表明复合材料的磨损机制为磨粒磨损与粘着磨损的复合,其中以磨粒磨损为主。实验测得复合材料的硬度为196.5HV,磨损率为6.4×10-5g/（N·m）。
白光珠[9]（2020）在《Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能》文中研究指明随着电子信息技术的快速发展,电子元器件的小型化和高度集成化引起电子设备的热流密度迅速增加,传统的电子封装散热材料已经很难保证大规模集成电路、半导体激光器、相控阵天线等高功率器件运行的安全性和可靠性,因此亟需开发新一代的电子封装散热材料。金刚石颗粒增强铜基（Cu/diamond）复合材料由于其优异的热物理性能、良好的力学性能和相对较低的密度等特点,是新一代电子封装散热材料的研究热点。Cu/diamond复合材料的界面结合状态直接决定复合材料的热物理性能和力学性能,界面结构的裁剪设计是提升复合材料性能的有效方式。目前,研究者主要关注如何在Cu/diamond界面处引入碳化物提高复合材料的热物理性能,然而缺乏Cu/diamond复合材料的界面微观组织的深入表征和分析,因此界面碳化物的形成机制还不清楚,复合材料界面结构对热物理性能、力学性能和热循环性能的作用机理尚未明确。本文采用铜硼基体合金化和气体压力浸渗技术制备不同硼含量的Cu-B/diamond复合材料,通过聚焦离子束刻蚀系统（FIB）、透射电子显微镜（TEM）和扫描透射电子显微镜（STEM）等方法系统研究Cu-B/diamond复合材料的界面结构,阐明界面碳化物的形成机制以及界面结构与热物理性能、力学性能和热循环性能之间的关系,并通过界面调控获得具有优异热物理性能、良好力学性能和稳定热循环性能的金刚石颗粒增强铜基复合材料。研究了 Cu-B/diamond复合材料的界面结构及其对热导率的影响规律,利用H-J、DEM模型和有限元方法预测了 Cu-B/diamond复合材料的热导率,并考察了热导率随温度的变化规律。结果表明,在0.1～1.0 wt.%B范围内Cu-B/diamond复合材料在界面处形成的碳化物形貌和厚度不同,碳化硼在金刚石颗粒表面形核长大,碳化硼与金刚石的界面存在半共格关系,晶体取向关系为（02 1）B4C//（111）diamond和[112]B4C//[110]diamond。对比具有不同界面碳化物形貌和厚度的Cu-B/diamond复合材料发现,当界面结构为不连续的三角形碳化物且碳化物间距适中时,复合材料热导率在0.3 wt.%B时获得最高值868 W/mK,这归因于不连续三角形碳化物的“钉扎效应”提高界面结合,所形成的热阻并联连接降低总界面热阻。当界面结构为较厚的连续的锯齿状碳化物时,复合材料热导率大幅下降。研究发现,由于H-J、DEM模型假设界面为完美结合状态,因而所获热导率预测值远高于实验值。为了准确理解界面结构和热导率的关系,本文考虑复合材料的实际界面结构和结合状态,采用有限元方法模拟复合材料的传热行为并预测热导率。结果表明,有限元分析方法获得的热导率预测值更接近实验值,有限元模拟结果为复合材料热导率的提升提供了理论指导。通过优化Cu-0.3wt.%B/diamond复合材料的界面结构,热导率从868 W/mK进一步提升到912 W/mK。研究发现,Cu-B/diamond复合材料的热导率在323～573 K范围内随着温度的升高而下降,这与金属基体和金刚石颗粒的热物理性质改变以及界面结构的演变密切相关。研究了Cu-B/diamond 复合材料的界面结构对热膨胀系数的影响规律,并考察了热循环对复合材料热导率和热膨胀系数的影响。结果表明,Cu-B/diamond复合材料的热膨胀系数随着硼含量的增加先下降后上升,在0.5 wt.%B时获得热膨胀系数最低值4.88×10-6/K,这与界面碳化物的形貌演变有关。在较低硼含量的复合材料中,具有“钉扎效应”的不连续三角形碳化物数量增多强化了 Cu-B/diamond的界面结合/粘合力,从而降低了热膨胀系数;而在较高硼含量的复合材料中,连续锯齿状碳化物则弱化了界面结合/粘合力,因此增加了热膨胀系数。通过测量热循环前后复合材料的热物理性能发现,Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料具有最佳的热稳定性,在218～423 K温度范围内经过100次热循环后复合材料热导率几乎保持不变,约为740 W/mK,热膨胀系数从4.88×10-6/K稍微增加到4.97×10-6/K。相比而言,未添加B元素的Cu/diamond复合材料的热稳定性最差,经过100次热循环后复合材料热导率从112 W/mK降低到88 W/mK,热膨胀系数从14.81×10-6/K升高到 16.78×1 0-6/K。研究了 Cu-B/diamond复合材料的界面结构对力学性能的影响规律。结果表明,Cu-B/diamond复合材料的力学性能随着硼含量的增加先上升后下降,在0.5 wt.%B时获得拉伸、压缩和弯曲强度最大值分别为204 MPa、608 MPa和513 MPa,相比未添加B元素的Cu/diamond复合材料得到很大提升。Cu-B/diamond复合材料力学性能的变化和界面粘合/结合强度密切相关,不连续的三角形碳化物能够强化界面结合,提高复合材料力学性能。计算表明,具有良好力学性能的Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料的界面结合能相比未添加B元素的Cu/diamond复合材料高出两个数量级,说明界面结合的增强能够增加界面处的载荷传递效率,充分发挥金刚石颗粒的高强度和高刚度特点,提高Cu-B/diamond复合材料的力学性能。通过对不同硼含量的Cu-B/diamond复合材料的热物理性能、力学性能和热循环性能的评估发现,Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料具有优异的热导率（722 W/mK）、与电子元器件相匹配的热膨胀系数（4.88×10-6/K）、满足电子封装所需求的较高力学性能（拉伸强度204 MPa）和稳定的热循环性能,因此该复合材料在电子封装散热材料领域具有潜在的应用前景。
马霞[10]（2019）在《网状AlNp的原位构筑及其对铝基体的高温强化机制》文中研究表明本文系统研究了在铝熔体中原位合成AlN颗粒（以下简称AlNp）的工艺方法,通过调整制备工艺实现了 AlNp尺寸与分布的控制,在铝基体上原位构筑了纳米AlNp网状结构,成功制备了一种高强耐热网状AlNp增强铝基复合材料。研究了纳米AlNp网状结构对铝基体的室温及高温强化效果,其350℃下的拉伸强度高达190 MPa,通过拉伸过程中网状AlNp/Al复合材料的微观组织演变,揭示了纳米AlNp网状结构对铝基体的强化机制。研究了微量合金元素与深冷处理对网状AlNp/Al复合材料微观组织的影响,进一步优化了网状AlNp/Al复合材料的微观组织,获得了更高的高温力学性能。本文的主要结论如下:（1）AlNp的原位合成与三维网状结构的构筑研究了氮源预处理、合金元素（Fe、Cu、Mn、Si）等对AlNp合成影响,并实现了AlNp尺寸分布的有效控制,其尺寸可在20 nm～5μm的范围内调控,实现了 AlNp在铝基体中的均匀分布、线性分布和网状分布;力学性能测试表明,纳米级网状分布的AlNp表现出更优异的强化效果。在此基础上,提出了一种利用液-固反应原位合成纳米AlNp的新方法,并实现了铝基体中连续三维AlNp网状结构的构筑。通过X射线三维重构及APT等先进技术对AlNp的三维网状结构进行了系统表征,并利用TEM等手段揭示AlNp网状结构的结合方式。研究发现,纳米AlNp相互连接形成纳米链,进一步拓展形成了 AlNp三维网状结构;AlNp间以孪晶方式结合,孪晶面为（1013）AlN,AlNp与铝基体以半共格界面结合,且存在一定取向关系。（2）网状AlNp/Al复合材料的高温力学性能及强化机理制备了质量分数从4.1%到16.4%的网状AlNp/Al复合材料,并对其微观组织进行了观察:纳米级AlNp呈网状分布在铝基体中,随着AlNp含量的增加,AlNp纳米链间距减小,AlNp网状结构连续性增加;复合材料中α-Al的平均晶粒尺寸小于1 μm,且存在择优取向:{110}Al<l1l>Al。对制备得到AlNp/Al复合材料的室温及高温拉伸性能进行测试,研究表明,与均匀分布及线性分布的AlNp相比,网状AlNp具有更优异的室温及高温强化效果:16.4AlNp/Al复合材料的室温及350℃时的UTS分别为520 MPa及190 MPa。研究了网状AlNp/Al复合材料在350℃下拉伸变形过程中的组织演变,揭示了网状AlNp的强化机理。研究发现,拉伸变形过程中,α-Al晶粒取向由板织构向丝织构转变,低角度晶界（LGBs）的比例由52.3%减小至51%,应变集中程度先增加后降低。网状AlNp主要从两方面影响复合材料的变形行为:在α-Al晶粒内,网状AlNp阻碍位错的滑移,促进亚晶的生成,强化了 α-Al晶粒;在晶界区域,网状AlNp阻碍晶界迁移,提高了晶界强度,避免了高温下沿晶断裂。（3）微合金化对AlNp/Al复合材料性能的调控研究了 Cu、Si、Mn对8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料微观组织及高温力学性能的影响,以期优化AlNp/Al复合材料的力学性能。研究发现,添加微量Cu、Si、Mn元素,对8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料的室温及高温力学性能影响不同:室温下,微量Cu添加可获得更高强度,但微量Si、Mn添加,可实现强度及塑性的同时提高;350℃下,微量Mn的添加,可获得更高的强度～135 MPa。三种元素对8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料的强化效果顺序为室温:Cu>Mn>Si;350℃:Mn>Cu>Si。研究发现,微量合金化元素对复合材料高温力学性能的影响,主要为合金元素对Al-Fe相尺寸及形貌的影响,以及对AlNp-Al界面的影响。添加微量Cu或Si元素后,针状的A13Fe相尺寸增大,且元素易在AlNp-A1界面处富集;而添加微量的Mn元素时,针状的A13Fe相转变为块状A13（Fe,Mn）相,且其尺寸小于5 μm,AlNp-Al界面干净无Mn元素的富集,这既保证了受力条件下,AlNp-A1界面的载荷传递,也使网状AlNp不被微量合金化元素破坏,因此添加Mn元素后的8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料具有较好的高温强度。（4）深冷处理对AlNp/Al复合材料性能的调控研究了 AlNp/Al-0.4Cu复合材料从530℃水淬或深冷处理（液氮中冷却）后,复合材料的高温力学性能,提出了一种通过深冷处理提高复合材料高温延伸率的方法。研究发现,深冷处理后复合材料在350℃下高温强度基本不变的条件下,高温延伸率由14%提高到25%。通过对水淬及深冷处理后复合材料的微观组织进行表征,揭示了深冷处理后复合材料延伸率提高的机理。研究表明,深冷处理后复合材料中的位错密度大幅提升,一反面提高了加工硬化速率,促进材料的均匀变形,另一方面变形过程中位错会在网状AlNp处塞积,位错相互缠绕形成位错网及位错墙,并最终形成亚晶,亚晶可有效分散变形,提高复合材料均匀变形,进一步提高了材料延伸率。
二、浸渗反应技术制备AlN基复合材料（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、浸渗反应技术制备AlN基复合材料（论文提纲范文）
（1）铜基复合材料制备工艺的研究进展（论文提纲范文）
| 0 引 言 |
| 1 粉末冶金法 |
| 2 铸造法 |
| 3 机械合金化法 |
| 4 内氧化法 |
| 5 原位合成法 |
| 6 熔体浸渗法 |
| 7 搅拌摩擦法 |
| 8 结束语 |
（2）IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 IGBT模块发展概述 |
| 1.2.1 IGBT模块及封装 |
| 1.2.2 IGBT基板及发展现状 |
| 1.3 SiC/Al基板的制备方法概述 |
| 1.3.1 固态法 |
| 1.3.2 喷射沉积法 |
| 1.3.3 搅拌铸造法 |
| 1.3.4 液态法 |
| 1.3.5 其他相关制备方法 |
| 1.4 SiC预制体的制备工艺及研究 |
| 1.4.1 模压成形及其工艺参数研究 |
| 1.4.2 3D打印技术及其工艺参数研究 |
| 1.4.3 SiC预制体的其它成型方法及研究 |
| 1.5 液相浸渗工艺及研究 |
| 1.5.1 挤压铸造工艺及研究现状 |
| 1.5.2 无压浸渗工艺及研究现状 |
| 1.5.3 真空压力浸渗工艺及研究现状 |
| 1.6 研究意义和目的 |
| 1.7 研究内容和技术路线 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 实验技术路线 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 SiC增强体 |
| 2.1.2 Al合金基体 |
| 2.1.3 粘结剂 |
| 2.1.4 造孔剂 |
| 2.2 主要实验设备 |
| 2.2.1 预制体成型设备 |
| 2.2.2 真空压力浸渗设备 |
| 2.3 材料分析测试方法 |
| 2.3.1 SiC颗粒粒度测试 |
| 2.3.2 材料成分分析及组织形貌观察 |
| 2.3.3 材料物理性能测试 |
| 2.3.4 材料力学性能测试 |
| 3 SiC预制体模压成型工艺研究 |
| 3.1 制备SiC预制体的模压成型工艺 |
| 3.1.1 模压成型制备SiC预制体素坯 |
| 3.1.2 预制体素坯烧结 |
| 3.2 两种粒径SiC不同配比对预制体的影响 |
| 3.2.1 预制体中SiC体积分数 |
| 3.2.2 预制体孔隙特征 |
| 3.3 造孔剂含量对预制体的影响 |
| 3.3.1 SiC预制体孔隙率 |
| 3.3.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.4 粘结剂对预制体的影响 |
| 3.4.1 SiC预制体成形性与孔隙率 |
| 3.4.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 SiC预制体3DP工艺研究 |
| 4.1 3DP技术打印SiC预制体 |
| 4.1.1 SiC预制体的3DP打印 |
| 4.1.2 预制体素坯烧结 |
| 4.2 粘结剂对SiC预制体成形性的影响 |
| 4.3 打印层厚对SiC预制体成形性及强度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al液真空压力浸渗工艺研究 |
| 5.1 Al液真空压力浸渗工艺 |
| 5.2 Si元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.3 Mg元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.4 浸渗压力对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.5 3DP工艺制备的预制体的浸渗 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 SiC/Al复合材料性能变化规律及分析 |
| 6.1 SiC/Al复合材料导热系数变化规律及分析 |
| 6.1.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.3 复合材料孔隙率与导热系数 |
| 6.2 SiC/Al复合材料热膨胀系数变化规律及分析 |
| 6.2.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.2.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.3 SiC/Al复合材料抗弯强度变化规律及分析 |
| 6.3.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.3.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（3）氮缺位Ti2AlN颗粒制备及其增强AE44镁基复合材料的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁基复合材料 |
| 1.2.1 镁基复合材料简介 |
| 1.2.2 镁基复合材料主要制备方法 |
| 1.2.3 镁基复合材料增强体研究现状 |
| 1.2.4 Ti_2AlN的制备 |
| 1.2.5 N缺位对Ti_2AlN性能的影响 |
| 1.3 研究意义 |
| 1.4 研究目标与研究内容 |
| 1.4.1 研究目标 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验仪器设备 |
| 2.1.3 N缺位Ti_2AlN的制备 |
| 2.1.4 气孔率不同的Ti_2AlN_x预制体的制备 |
| 2.1.5 Ti_2AlN_x-Mg复合材料的制备 |
| 2.1.6 基体不同Ti_2AlN_(1.0)-Mg/AE44 复合材料的制备 |
| 2.1.7 体积分数不同的Ti_2AlN_(0.9)-AE44 复合材料的制备 |
| 2.2 材料的表征与分析 |
| 2.2.1 相组成分析 |
| 2.2.2 显微结构分析 |
| 2.3 复合材料的性能测试 |
| 2.3.1 气孔率测试 |
| 2.3.2 密度测试 |
| 2.3.3 压缩性能 |
| 2.3.4 维氏硬度 |
| 3 N缺位对Ti_2AlN组织和性能的影响 |
| 3.1 N缺位Ti_2AlN的表征 |
| 3.1.1 显微结构分析 |
| 3.1.2 力学性能分析 |
| 3.2 本章小结 |
| 4 多孔Ti_2AlN_x预制体的制备与表征 |
| 4.1 相组成分析 |
| 4.2 显微结构分析 |
| 4.3 气孔率测试与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 镁基复合材料制备及其微观组织和性能研究 |
| 5.1 N含量对Ti_2AlN_x-Mg复合材料的影响 |
| 5.1.1 相组成分析 |
| 5.1.2 显微结构分析 |
| 5.1.3 压缩强度和硬度 |
| 5.2 纯Mg和AE44 基体对复合材料的影响 |
| 5.2.1 相组成分析 |
| 5.2.2 显微结构分析 |
| 5.2.3 压缩强度和硬度 |
| 5.3 Ti_2AlN体积分数对Ti_2AlN-AE44 复合材料的影响 |
| 5.3.1 显微结构分析 |
| 5.3.2 硬度 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士/博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的创新点及主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Si系合金发展现状及存在问题 |
| 1.2.1 Al-Si系合金分类、组织特征及应用现状 |
| 1.2.2 Al-Si多元活塞合金组织特征及高温强化机制的研究现状 |
| 1.3 AlN颗粒增强Al-Si系复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 AlN增强Al-Si系复合材料的研究进展 |
| 1.4 增强颗粒对基体合金凝固行为及组织、性能的影响 |
| 1.4.1 铝熔体对增强相的润湿行为 |
| 1.4.2 增强颗粒与铝熔体在凝固过程中的相互作用 |
| 1.4.3 增强颗粒分布构型对铝基复合材料力学性能的影响 |
| 1.5 本文的主要研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究思路和技术路线 |
| 2.2 试验原材料 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.3.1 原位法制备AlN_p/Al-xSi复合材料 |
| 2.3.2 扩散法制备AlN_p/Al-Si系梯度复合材料样品 |
| 2.3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si多元活塞合金样品 |
| 2.4 试验样品的表征与分析 |
| 2.4.1 成分表征 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 背散射电子衍射分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 宏观硬度测试 |
| 2.5.3 拉伸和压缩性能测试 |
| 2.5.4 热膨胀性能测试 |
| 2.5.5 高温润湿性测试 |
| 参考文献 |
| 第三章 AlN_p/Al-Si复合材料中AlN_p对Si相的形貌调控与变质机理 |
| 3.1 铝熔体对AlN基底的润湿行为 |
| 3.2 原位合成AlN_p/Al-xSi复合材料中Si相形貌的演变与调控 |
| 3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料中Si相的形貌演变与变质机理 |
| 3.3.1 杆状Al-8AlN_p中间合金的组织特征 |
| 3.3.2 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料的组织和力学性能 |
| 3.3.3 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相形貌的影响 |
| 3.3.4 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相的变质机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织梯度设计及室温强化机制 |
| 4.1 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.1.1 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织的梯度设计 |
| 4.1.2 扩散反应模型及梯度复合材料的形成机制 |
| 4.1.3 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的室温强化机制 |
| 4.2 AlN_p/ZL109梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 AlN_p对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制 |
| 5.1 耐热相构型对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的影响 |
| 5.1.1 Al-Si多元合金中两种耐热相构型的表征 |
| 5.1.2 两种构型的Al-Si多元合金在不同温度下的力学性能 |
| 5.1.3 两种构型的Al-Si多元合金的室温和高温强化机制 |
| 5.2 AlN_p微骨架对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的改善 |
| 5.3 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金力学性能和高温强化机制的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.1.1 课题背景 |
| 1.1.2 课题研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 Ti-Al金属间化合物 |
| 1.2.2 金属多孔材料制备方法 |
| 1.3 Ti-Al多孔材料的研究现状 |
| 1.3.1 元素粉末法 |
| 1.3.2 添加造孔剂或发泡剂法 |
| 1.3.3 燃烧合成法 |
| 1.3.4 其他方法制备Ti-Al多孔材料 |
| 1.3.5 Ti-Al多孔材料的压缩性能 |
| 1.3.6 Ti-Al多孔材料的耐蚀性 |
| 1.3.7 Ti-Al多孔材料的抗氧化性能 |
| 1.4 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料和试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 纯Ti粉的表征 |
| 2.1.2 铝硅合金的熔炼 |
| 2.1.3 TiH_2发泡剂 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 多孔TiAl基复合材料的制备 |
| 2.3.1 材料配比计算 |
| 2.3.2 多孔TiAl基复合材料制备 |
| 2.3.3 多孔TiAl基复合材料成分均匀化及片层化处理 |
| 2.4 多孔TiAl基复合材料的微观组织表征方法 |
| 2.4.1 组织形貌观察 |
| 2.4.2 物相分析 |
| 2.5 孔结构表征 |
| 2.6 压缩性能测试 |
| 第3章 多孔TiAl基复合材料无压浸渗工艺的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 温度对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 3.2.1 不同温度浸渗制备多孔TiAl基复合材料 |
| 3.2.2 不同温度对多孔TiAl基复合材料物相组成和组织形貌的影响 |
| 3.2.3 不同温度对多孔TiAl基复合材料孔隙率的影响 |
| 3.2.4 浸渗过程反应机理分析 |
| 3.3 保温时间对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 3.3.1 保温时间对Ti-Al多孔材料物相组成的影响 |
| 3.3.2 保温时间对多孔TiAl基复合材料孔形貌的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料组织研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多孔TiAl基复合材料成分均匀及片层化处理 |
| 4.3 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 4.3.1 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料物相组成的影响 |
| 4.3.2 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料组织形貌的影响 |
| 4.4 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 4.4.1 添加TiH_2 发泡剂制备多孔TiAl基复合材料 |
| 4.4.2 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料物相组成的影响 |
| 4.4.3 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔结构形貌的影响 |
| 4.4.4 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔隙率的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 多孔TiAl基复合材料压缩性能和造孔机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多孔Ti_5Si_3/TiAl复合材料准静态压缩性能 |
| 5.2.1 Ti_5Si_3增强相含量对多孔材料孔隙率和压缩性能的影响 |
| 5.2.2 不同形状钛粉对多孔材料压缩性能的影响 |
| 5.3 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料造孔机制研究 |
| 5.3.1 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的物相演变过程 |
| 5.3.2 无压反应浸渗制备多孔TiAl基复合材料的孔隙演变过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）纳米相混杂增强铝基复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝基复合材料 |
| 1.2.1 铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.2 铝基复合材料基体的选择 |
| 1.2.3 铝基复合材料的应用前景 |
| 1.3 混杂增强铝基复合材料增强体类型 |
| 1.3.1 按种类分 |
| 1.3.2 按尺度分 |
| 1.4 纳米相混杂增强铝基复合的制备方法 |
| 1.4.1 固态制备方法 |
| 1.4.2 液态制备方法 |
| 1.5 纳米相混杂增强铝基复合材料的主要强化机制 |
| 1.5.1 弥散强化机制 |
| 1.5.2 位错强化机制 |
| 1.5.3 细晶强化机制 |
| 1.5.4 载荷传递机制 |
| 1.6 研究目的及意义 |
| 1.7 本文主要研究内容及创新点 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相的制备 |
| 2.3.2 复合材料的制备与处理 |
| 2.4 样品表征和性能评价 |
| 2.4.1 显微组织观察 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 表界面形貌和能谱分析 |
| 2.4.4 透射电镜微观组织分析 |
| 2.4.5 硬度测试 |
| 2.4.6 拉伸性能测试 |
| 2.4.7 摩擦磨损性能测试 |
| 2.4.8 拉曼光谱分析 |
| 2.4.9 磨损形貌测量 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 石墨烯-SiC纳米颗粒复合增强相的制备 |
| 3.1 实验原料分析 |
| 3.1.1 原料的微观形貌分析 |
| 3.1.2 原料的物相分析 |
| 3.2 球磨时间对复合增强相包覆效果的影响 |
| 3.2.1 不同球磨时间复合粉末的拉曼光谱分析 |
| 3.2.2 不同球磨时间复合粉末的扫描电镜分析 |
| 3.3 复合比例对复合增强相包覆效果的影响 |
| 3.3.1 不同复合比例复合粉末的拉曼光谱分析 |
| 3.3.2 不同复合比例复合粉末的扫描电镜分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 铝基复合材料结构表征与性能评价 |
| 4.1 微观组织观察 |
| 4.1.1 均匀性分析 |
| 4.1.2 显微结构分析 |
| 4.1.3 复合界面分析 |
| 4.2 XRD图谱分析 |
| 4.3 硬度 |
| 4.4 拉伸性能 |
| 4.5 磨损性能 |
| 4.5.1 磨损截面情况 |
| 4.5.2 摩擦学特性 |
| 4.5.3 磨损表面形貌及磨屑分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 不同增强相铝基复合材料组织与性能 |
| 5.1 微观组织观察 |
| 5.2 显微结构分析 |
| 5.3 XRD图谱分析 |
| 5.4 硬度 |
| 5.5 拉伸性能 |
| 5.6 磨损性能 |
| 5.6.1 磨损截面情况 |
| 5.6.2 磨损表面形貌 |
| 5.6.3 摩擦学特性 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和获得的科研成果 |
| 致谢 |
（8）基于3D打印预制体的ZrO2/Al-Mg复合材料制备工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 互穿网络结构金属基复合材料的发展现状 |
| 1.3 互穿网络结构陶瓷预制体的制备 |
| 1.4 浸渗工艺的研究现状 |
| 1.4.1 压力浸渗 |
| 1.4.2 无压浸渗 |
| 1.4.3 负压浸渗 |
| 1.4.4 铝合金与陶瓷材料润湿性研究 |
| 1.5 研究意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 论文研究意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验材料及制备方法 |
| 2.2.1 金属基体配制 |
| 2.2.2 ZrO_2膏体制备 |
| 2.2.3 ZrO_2预制体制备 |
| 2.2.4 ZrO_2预制体干燥及烧结 |
| 2.2.5 复合材料制备 |
| 2.3 实验检测方法 |
| 2.3.1 密度测定 |
| 2.3.2 金相观察 |
| 2.3.3 XRD衍射分析 |
| 2.3.4 微观组织分析 |
| 2.3.5 宏观硬度测试 |
| 2.3.6 摩擦磨损性能分析 |
| 2.3.7 磨痕表面轮廓测量 |
| 第3章 ZrO_2预制体的制备工艺 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 预制体可成型性研究 |
| 3.2.1 实验准备 |
| 3.2.2 室温下不同参数的影响 |
| 3.2.3 冷冻条件下不同参数的影响 |
| 3.2.4 相同挤出头不同环境温度的影响 |
| 3.3 ZrO_2预制体搭接形式 |
| 3.4 ZrO_2预制体最佳烧结温度 |
| 3.4.1 不同烧结温度下ZrO_2预制体断面结构 |
| 3.4.2 ZrO_2预制体断面微观结构 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 浸渗工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 浸渗过程中最佳工艺参数的确定 |
| 4.2.1 不同保温温度下的浸渗效果 |
| 4.2.2 不同浸渗气氛下的浸渗效果 |
| 4.2.3 不同合金成分的浸渗效果 |
| 4.2.4 预制体烧结温度的影响 |
| 4.3 复合材料界面分析 |
| 4.3.1 界面微观分析 |
| 4.3.2 界面层界面产物分析 |
| 4.3.3 界面模型建立 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 复合材料的性能评估 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料与金属基体的摩擦磨损性能研究 |
| 5.3 复合材料与金属基体的硬度研究 |
| 5.4 复合材料的体积分数及密度 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论及展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（9）Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 电子封装材料 |
| 2.1.1 电子封装材料简述 |
| 2.1.2 电子封装散热材料发展 |
| 2.2 金刚石颗粒增强金属基复合材料 |
| 2.2.1 金刚石简介 |
| 2.2.2 金刚石颗粒增强金属基复合材料的制备方法 |
| 2.2.3 金刚石颗粒增强金属基复合材料的界面作用 |
| 2.2.4 金刚石颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 2.3 硼改性金刚石颗粒增强铜基复合材料的研究现状 |
| 2.3.1 碳化硼镀覆金刚石颗粒增强铜基复合材料 |
| 2.3.2 金刚石颗粒增强铜硼基复合材料 |
| 2.4 金刚石颗粒增强金属基复合材料的有限元分析 |
| 2.5 选题背景与研究意义 |
| 3 研究内容及实验方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 复合材料的制备方法 |
| 3.2.3 组织形貌观察和物相分析 |
| 3.2.4 性能测试 |
| 3.3 有限元分析 |
| 4 Cu-B/diamond复合材料的界面结构和导热性能 |
| 4.1 Cu-B/diamond复合材料的界面结构 |
| 4.1.1 硼的添加对铜基体显微组织的影响 |
| 4.1.2 Cu-B/diamond复合材料的微观组织 |
| 4.1.3 Cu-B/diamond复合材料的界面结构 |
| 4.1.4 Cu-B/diamond复合材料的界面形成机制 |
| 4.2 Cu-B/diamond复合材料的热导率 |
| 4.2.1 硼的添加对铜基体热导率的影响 |
| 4.2.2 Cu-B/diamond复合材料的热导率和影响机制 |
| 4.2.3 复合材料热导率的解析模型预测 |
| 4.2.4 复合材料传热行为的有限元模拟 |
| 4.3 Cu-B/diamond复合材料的界面结构优化 |
| 4.4 Cu-B/diamond复合材料的高温热导率 |
| 4.5 热循环对Cu-B/diamond复合材料热导率的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Cu-B/diamond复合材料的热膨胀性能 |
| 5.1 Cu-B/diamond复合材料的热膨胀系数 |
| 5.2 Cu-B/diamond复合材料热膨胀系数的理论预测和文献对比 |
| 5.2.1 热膨胀系数的理论预测 |
| 5.2.2 文献对比 |
| 5.3 热循环对Cu-B/diamond复合材料热膨胀系数的影响 |
| 5.4 热循环塑性应变的理论计算 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Cu-B/diamond复合材料的力学性能 |
| 6.1 Cu-B/diamond复合材料的拉伸性能 |
| 6.2 Cu-B/diamond复合材料的压缩性能 |
| 6.3 Cu-B/diamond复合材料的弯曲性能 |
| 6.4 复合材料界面结合能的理论计算 |
| 6.5 复合材料拉伸应力-应变曲线的理论预测 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论及创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）网状AlNp的原位构筑及其对铝基体的高温强化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的主要创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 耐热铝合金的研究现状 |
| 1.3 AlN_p增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 AlN的结构与性能参数 |
| 1.3.2 AlN_p增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.4 影响复合材料性能的因素 |
| 1.4.1 基体合金选择 |
| 1.4.2 增强相构型的选择 |
| 1.5 本课题的研究意义及主要内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 研究方法 |
| 2.1 试验的技术路线 |
| 2.2 AlN_p增强铝基复合材料的制备 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.3 复合材料的热处理工艺 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 差示扫描量热分析 |
| 2.3.3 场发射扫描电镜观察 |
| 2.3.4 透射电镜观察 |
| 2.3.5 三维原子探针表征 |
| 2.4 复合材料的性能测试 |
| 2.4.1 密度的测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 拉伸测试 |
| 2.4.4 线性热膨胀系数测定 |
| 第三章 AlN_p的原位合成与网状构筑 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AlN_p合成反应热力学 |
| 3.3 AlN_p在不同铝合金熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.1 AlN_p在Al-Cu熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.2 AlN_p在Al-Fe熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.3 AlN_p在Al-Mn熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.4 AlN_p在Al-Si熔体中的合成及稳定性 |
| 3.4 AlN_p的尺寸及分布调控 |
| 3.4.1 尺寸调控 |
| 3.4.2 网状构筑 |
| 3.5 AlN_p网状结构的表征 |
| 3.5.1 AlN_p-AlN_p界面结构 |
| 3.5.2 AlN_p-Al界面结构 |
| 3.5.3 AlN_p三维网状结构的表征 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 网状AlN_p的强化效果及强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 网状AlN_p-Al复合材料的微观组织 |
| 4.2.1 不同质量分数网状AlN_p-Al复合材料 |
| 4.2.2 α-Al的取向分布 |
| 4.3 网状AlN_p-Al复合材料的室温性能 |
| 4.3.1 网状AlN_p-Al复合材料的密度 |
| 4.3.2 网状AlN_p-Al复合材料的硬度 |
| 4.3.3 网状AlN_p-Al材料的拉伸性能 |
| 4.3.4 网状AlN_p-Al的室温强化机理 |
| 4.4 网状AlN_p-Al复合材料的高温性能 |
| 4.4.1 网状AlN_p-Al复合材料的高温硬度 |
| 4.4.2 网状AlN_p-Al复合材料的高温拉伸性能 |
| 4.4.3 网状AlN_p-Al复合材料的热膨胀系数 |
| 4.5 网状AlN_p-Al复合材料的高温强化行为 |
| 4.5.1 高温拉伸过程中的组织演变规律 |
| 4.5.2 网状AlN_p的高温强化机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 Cu、Si、Mn对网状AlN_p-Al-Fe复合材料性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 AlN_p-Al-0.3Fe复合材料的微观组织 |
| 5.3 Cu、Si、Mn对复合材料微观组织的影响 |
| 5.4 Cu、Si、Mn对复合材料性能的影响 |
| 5.5 Cu、Si、Mn对复合材料断裂行为的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 深冷处理对网状AlN_p-Al-Cu复合材料组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 AlN_p-Al-0.4Cu复合材料的微观组织 |
| 6.3 深冷处理对复合材料微观组织的影响 |
| 6.4 深冷处理后复合材料高温拉伸性能与断裂行为 |
| 6.5 深冷处理对复合材料高温拉伸变形行为的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录Ⅰ: 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附录Ⅱ: 攻读博士学位期间参与的项目 |
| 附录Ⅲ: 参加的学术会议 |
| 附录Ⅳ: 获得奖励 |
| 附录Ⅴ: 本文制备的耐热AlN_p增强铝基复合材料性能鉴定报告 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
四、浸渗反应技术制备AlN基复合材料（论文参考文献）
- [1]铜基复合材料制备工艺的研究进展[J]. 雷沙沙,刘洪军. 机械工程材料, 2021(10)
- [2]IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究[D]. 陈梦琴. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [3]氮缺位Ti2AlN颗粒制备及其增强AE44镁基复合材料的研究[D]. 张鹏程. 北京交通大学, 2021(02)
- [4]纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究[D]. 胡恺琪. 山东大学, 2021(11)
- [5]陶瓷-金属双连续相复合材料的发展现状与未来[J]. 杜之明,费岩晗,孙永根,陈丽华,王延春,綦育仕,陈丽丽. 复合材料学报, 2021(02)
- [6]无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究[D]. 赵飒. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [7]纳米相混杂增强铝基复合材料的制备及性能研究[D]. 郑凯峰. 沈阳理工大学, 2020(08)
- [8]基于3D打印预制体的ZrO2/Al-Mg复合材料制备工艺研究[D]. 韩龙. 兰州理工大学, 2020(12)
- [9]Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能[D]. 白光珠. 北京科技大学, 2020(06)
- [10]网状AlNp的原位构筑及其对铝基体的高温强化机制[D]. 马霞. 山东大学, 2019